JP3544455B2

JP3544455B2 - Manufacturing method of high strength non-heat treated steel for seamless steel pipes

Info

Publication number: JP3544455B2
Application number: JP20981897A
Authority: JP
Inventors: 昌樹宮本; 隆則青田
Original assignee: Sanyo Special Steel Co Ltd
Current assignee: Sanyo Special Steel Co Ltd
Priority date: 1997-07-19
Filing date: 1997-07-19
Publication date: 2004-07-21
Anticipated expiration: 2017-07-19
Also published as: JPH1136017A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、耐力比に優れる高周波焼入れ可能な継目無高強度非調質鋼管の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
産業車両や建設機械等のシャフト類、シリンダー類用として使用されている継目無鋼管としては、従来の炭素鋼に調質を施したものから調質を省略した非調質鋼管が採用されており、例えば特開平５−２０２４４７号に提案の発明がある。この提案では、強度を各合金元素の寄与率を足し合わせて整理した炭素当量において上限を設けており、引張強度は８８２Ｎ／ｍｍ^２以下に限定される。しかし近年では、さらなる軽量化すなわち強度を上昇させることにより薄肉化への要求が高まっており、当該特許ではこの要求に限りがある。
【０００３】
引張強度８８２Ｎ／ｍｍ^２以上の非調質鋼管に関するものとしては、例えば特開平４−３５８０２５号および特開平８−１００２１４号に提案の発明がある。ここで耐摩耗性、耐かじり性および高疲労強度が要求される場合には表面を高周波焼入れされるが、当該提案のＣ量の上限は０．３０％である。高周波焼入れとして要求される表面硬さはＣ量で決まり、一般的に０３５％以上が必要とされるが、当該特許のＣ量では満足できない。
【０００４】
また非調質鋼は、調質鋼に比べて一般的に耐力比（０．２％耐力／引張強さ）が低い。０．２％耐力あるいは降伏強さはＨａｌｌ−Ｐｅｔｃｈの関係から結晶粒を微細化することで改善されることは知られており、前記提案ではＴｉおよびＮｂの添加により炭窒化物を形成させ、熱間圧延時の結晶粒の粗大化を防止している。しかしこれらの元素は高価であることからコストアップの要因となっており、また改善されたとしても調質鋼の耐力比（０．７５以上）には及ばない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記問題を解決するものであって、成分および製造条件を限定することにより、引張強さが８８２Ｎ／ｍｍ^２以上かつ耐力比が０．７５以上と調質材並みに優れ、_２ＵＥ_２０ _℃＝４９Ｊ／ｃｍ^２（２ｍｍＵノッチシャルピー衝撃試験による２０℃での衝撃値）以上である高周波焼入れが可能な継目無非調質鋼管を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
上記のように、ＴｉやＮｂなどの高価な元素を添加したとしても調質鋼並みの耐力比が得られないことから、本発明者らは化学成分および製造方法の種々検討を行った結果、下記に示す成分および製造方法により、引張強さが８８２Ｎ／ｍｍ^２以上かつＴｉおよびＮｂを添加しなくとも耐力比が０．７５以上と調質材並みに優れ、_２ＵＥ_２０ _℃＝４９Ｊ／ｃｍ^２（２ｍｍＵノッチシャルピー衝撃試験による２０℃での衝撃値）以上を満足する高周波焼入れが可能な継目無非調質鋼管を発明した。
【０００７】
すなわち、上記の課題を解決するための請求項１の発明の手段は、
質量比にして、C:0.35〜0.45%、Si:0.10〜0.80%、Mn:1.2〜2.0%、S:0.020%以下、Cr:0.3〜0.8%、V:0.05〜0.30%、Al:0.01〜0.05%、N:0.008〜0.050%を含有し、C+1/7Si+1/5Mn+1/9Cr+1/2Vで表される炭素当量(Ceq)が0.83以上かつ(Mn+Cr)/C≦6.0であり、残部がFeおよび不可避不純物からなる鋼片を1100〜1200℃の範囲で加熱し、熱間連続穿孔圧延にて素管成形後、再熱炉にて950〜1000℃に均熱後、外径絞り機等により所定の寸法に仕上げ圧延を行った後、空冷することを特徴とする。
【０００８】
以下に成分の限定理由を述べる。
Ｃ：０．３５〜０．４５％
Ｃは、高周波焼入れ硬さと強度を確保するために０．３５％以上を必要とする。
しかし、多すぎると靭性が低下するため０．４５％を上限とした。
【０００９】
Ｓｉ：０．０５〜０．８％
Ｓｉは、溶製時の脱酸材であるとともにフェライト中に固溶して強化する元素であり、強度（特に降伏強度）を確保するために添加され、０．０５％未満ではその効果が不足し、多すぎると靭性及び被削性を劣化させるため上限を０．８％とする。
【００１０】
Ｍｎ：１．２〜２．０％
Ｍｎは、Ｓｉと同様に溶製時の脱酸材であるとともにフェライト中に固溶して強化する元素であり、強度（特に降伏強度）を確保させるために１．２％以上を必要とする。しかし、多すぎると靭性が劣化し、またベイナイト組織を生じて残留オーステナイトの存在によりかえって耐力比も低下するので、２．０％を上限とする。
【００１１】
Ｓ：０．０２０％以下
Ｓを添加するとフェライト強化元素であるＭｎと結合してＭｎＳを形成し、鋼中に固溶するＭｎ量が低下するために降伏強度が低下し、また後述する温度範囲では鋼管の内面キズの要因となり易いため、Ｓの上限を０．０２％以下とする必要がある。
【００１２】
Ｃｒ：０．３〜０．８％
Ｃｒは、Ｍｎと同様にフェライト中に固溶して強度（特に降伏強度）を確保するのに必要な元素であるが、その効果を発揮するには０．３％以上を必要とする。しかし、多すぎるとベイナイト組織を現出させて耐力比を低下させ、靱性も劣化するので０．８％を上限とする。
【００１３】
Ｖ：０．０５〜０．３％
Ｖは、微細な炭窒化物を析出して強度を確保するのに重要な元素であり、０．０５％未満ではその作用が不足する。多量に添加してもその効果は飽和し、コストアップとなることから０．３％を上限とする。
【００１４】
Ａｌ：０．０１〜０．０５％
Ａｌは、ＭｎおよびＳｉと同様に溶製時の脱酸材であるとともに、Ｎと結合してＡｌＮを生成させて結晶粒粗大化を防止するのに必須の元素である。特に熱間連続穿孔圧延にて素管に圧延した際、仕上げ圧延を行うには変形抵抗低減のために再熱させる必要があり、その際の結晶粒粗大化を防止するのに必要である。Ａｌが０．０１％より少ないと上記効果は期待できず、多量に添加すると介在物を生成して機械的特性に悪影響を及ぼすので上限を０．０５％とする。
【００１５】
Ｎ：０．００８〜０．０５０％
Ｎは、Ａｌと結合してＡｌＮを生成させて結晶粒粗大化防止に必須の元素であり、０．００８％以上を必要とする。しかし、多量に添加すると、熱間加工性および機械的性質を劣化させるので０．０５０％を上限とする。
【００１６】
Ｃｅｑ＝Ｃ＋１／７Ｓｉ＋１／５Ｍｎ＋１／９Ｃｒ＋１／２Ｖ≧０．８３
以上に示した成分の限定に加え、引張強さ８８２Ｎ／ｍｍ^２を有するために上記の式で与えられる炭素当量（Ｃｅｑ）を０．８３以上に制限する。
【００１７】
（Ｍｎ＋Ｃｒ）／Ｃ ≦６．０
上記成分範囲では、Ｃ、ＭｎおよびＣｒの成分バランスにおいてフェライト・パーライト組織もしくはベイナイト組織を現出する可能性がある。特にベイナイト組織が現出すると残留オーステナイトの存在により耐力比を低下させる。発明者らは、ベイナイトが生成する要因としてＭｎおよびＣｒの添加がベイナイト組織を現出させ、Ｃの添加がそれを抑制することを見出し、ベイナイト組織を現出させない（Ｍｎ＋Ｃｒ）／Ｃ ≦６．０に限定する。
【００１８】
ここで継目無鋼管の製造方法は、以下に要約される。鋼片を加熱した後、ピアシングミルにて穿孔し、マンドレルバーを挿入して延伸圧延を行い、素管を製造する。この後、外径絞り機等により定型圧延を行うが、素管製造段階で温度が低下しており、また温度分布が均一でないため、均熱のために再熱炉へ挿入される。所定の温度へ再熱された後、外径絞り機等により定型圧延を行った後、空冷される。本発明者らはこの製造条件において、耐力比におよぼす加熱温度及び再熱温度の影響を確認することにより、耐力比に優れる製造条件を検討した。
【００１９】
鋼片の加熱温度は、Ｃ、Ｃｒ、Ｖを固溶させ、穿孔時の変形抵抗低減およびキズの問題から１１００℃以上にする必要がある。しかし加熱温度を高すぎると結晶粒粗大化防止として作用するＡｌＮが固溶してしまうため、圧延前の結晶粒が粗大化し、また素管圧延の仕上がり温度が高くなるために結晶粒粗大化を助長させ、その結果として耐力比が低下するので上限を１２００℃以下とする必要がある。
【００２０】
素管圧延を行った後、定型圧延を行うため均熱を施すが、その際の温度が低いと変形抵抗が高くなるので形状が不定形になり、またフェライト面積率が増加して強度が低下するので、９５０ ℃以上を必要とする。しかし再熱温度を高くしすぎるとＡｌＮが粗大化して結晶粒粗大化のピン止めとしての作用が薄れるために、結晶粒が粗大化して耐力比が低下し、また酸化スケールを生じて表面性状を劣化させるので、１０００℃を上限とする。
【００２１】
【発明実施の形態】
本発明は、引張強さが８８２Ｎ／ｍｍ^２以上かつ調質鋼並みの耐力比０．７５以上が得られ、_２ＵＥ_２０ _℃＝４９Ｊ／ｃｍ^２（２ｍｍＵノッチシャルピー衝撃試験による２０℃での衝撃値）以上を満足する高周波焼入れが可能な継目無非調質鋼管を得るものである。
【００２２】
したがって、本発明を実施するには、質量比にして、C:0.35〜0.45%、Si:0.10〜0.80%、Mn:1.2〜2.0%、S:0.020%以下、Cr:0.3〜0.8%、V:0.05〜0.30%、Al:0.01〜0.05%、N:0.008〜0.050%を含有し、C+1/7Si+1/5Mn+1/9Cr+1/2Vで表される炭素当量(Ceq)が0.83以上かつ(Mn+Cr)/C≦6.0であり、残部がFeおよび不可避不純物からなる鋼片を1100〜1200℃の範囲で加熱し、熱間連続穿孔圧延にて素管成形後、再熱炉にて950〜1000℃に均熱後、外径絞り機等により所定の寸法に仕上げ圧延を行った後、空冷する必要がある。
【００２３】
【実施例】
表１に示す化学成分の鋼を真空溶解炉にて１ｔ鋼塊を溶製し、φ１４０ｍｍ鋼片へ鍛伸した。これらの鋼片を１１８０℃に加熱した後、ピアシングミルにて外径φ１３８ｍｍ ×肉厚２５ｍｍへ穿孔圧延し、マンドレルバーを挿入してトランスバルエロンゲーターにて外径φ１２１ｍｍ ×肉厚１９ｍｍに延伸圧延した。その後、再熱炉にて９８０ ℃に均熱してシンキングミルおよびサイザーにより外径φ１０５ｍｍ ×肉厚２０ｍｍへ外径絞り圧延を行って空冷した。
【００２４】
【表１】

【００２５】
表１において、番号１〜３は発明鋼であり、番号４〜１２は比較鋼である。比較項において、下線で示す番号４はＳが上限以上であり、番号５および６はＣがそれぞれ下限以下および上限以上であり、特に番号５は（Ｍｎ＋Ｃｒ）／Ｃが６．０以上である。番号７および８はＭｎがそれぞれ下限以下および上限以上であり、特に番号８は（Ｍｎ＋Ｃｒ）／Ｃが６．０以上である。番号９および１０は、Ｃｒがそれぞれ下限以下および上限以上である。番号１１、１２、１３および１４は、それぞれＳｉ、Ａｌ、ＶおよびＮが下限以下である。
【００２６】
【表２】

【００２７】
これら管材において圧延方向と平行に引張試験片（ＪＩＳ４号）およびシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ３号）を割り出して試験を行い、同時に光学顕微鏡にてミクロ組織観察も行った。これら試験結果を表２に示す。番号１〜３はすべて引張強さ８８２Ｎ／ｍｍ^２以上、_２ＵＥ_２０ _℃＝４９Ｊ／ｃｍ^２以上を満足しており、また耐力比も０．７５以上と高い。番号４および５は引張強度および衝撃値は満足しているものの、耐力比が低い。特に番号５はベイナイト組織が現出して残留オーステナイトが存在するために耐力比が低下している。番号６〜１４は、引張強度は満足しているものの、耐力比が低く、また衝撃値も目標値を達成していない。
【００２８】
【表３】

【００２９】
ここで熱間圧延条件を変えて実施した例について説明する。表３に番号１の鋼の熱間圧延において、鋼片の加熱温度（抽出温度）および再熱炉の温度を変えたときの、引張強さ、０．２％耐力および耐力比を示す。
【００３０】
番号１’は番号１の鋼の熱間圧延における鋼片の加熱温度を１２３０℃としたもので、番号１に比べて鋼片加熱時の温度が高いので結晶粒粗大化のピン止めとして作用するＡｌＮが固溶してしまったために、結晶粒が粗大化して耐力比が低下したものと思われる。番号１”は番号１の鋼片の再熱炉の温度出側の温度を１０３０℃としたものでＡｌＮが粗大化してピン止め作用が薄れたために、結晶粒が粗大化して耐力比が低下したものと考えられる。
【００３１】
【発明の効果】
この発明によれば、引張強さ８８２Ｎ／ｍｍ^２以上かつ耐力比が０．７５以上と調質材並みに優れ、_２ＵＥ_２０ _℃＝４９Ｊ／ｃｍ^２以上を満足し、高周波焼入れ用途にも適用可能な非調質鋼管が提供できることから、従来の鋼管の薄肉化はもちろん、棒鋼を中空化することにより大幅な軽量化およびコストダウンが可能となる。[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention relates to a method for manufacturing a seamless high-strength non-heat-treated steel pipe capable of induction hardening having an excellent proof stress ratio.
[0002]
[Prior art]
As seamless steel pipes used for shafts and cylinders of industrial vehicles and construction machines, non-heat-treated steel pipes that have been tempered from conventional carbon steel and that have not been tempered have been adopted. For example, there is an invention proposed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 5-20247. In this proposal, an upper limit is provided for the carbon equivalent obtained by summing the contribution ratios of the alloying elements, and the tensile strength is limited to 882 N / mm ² or less. However, in recent years, there has been an increasing demand for thinning by further reducing the weight, that is, increasing the strength, and this request is limited in this patent.
[0003]
Examples of non-heat-treated steel pipes having a tensile strength of 882 N / mm ² or more include, for example, the inventions proposed in Japanese Patent Application Laid-Open Nos. Hei 4-358025 and Hei 8-100214. In the case where wear resistance, galling resistance and high fatigue strength are required, the surface is induction hardened, but the upper limit of the amount of C proposed in this proposal is 0.30%. The surface hardness required for induction hardening is determined by the amount of carbon, and generally requires 035% or more, but the amount of carbon in the patent is not satisfactory.
[0004]
In addition, non-heat treated steel generally has a lower proof stress ratio (0.2% proof stress / tensile strength) than tempered steel. It is known that the 0.2% proof stress or the yield strength can be improved by making the crystal grains fine from the relationship of Hall-Petch, and in the above proposal, carbonitride is formed by adding Ti and Nb. It prevents coarsening of crystal grains during hot rolling. However, since these elements are expensive, they cause a cost increase, and even if improved, they do not reach the proof stress ratio (0.75 or more) of the tempered steel.
[0005]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention has been made to solve the above problems, component and by limiting the production conditions, the tensile strength of 882N / mm ² or more and proof stress ratio of better than 0.75 and tempered material par, _2U E It is an object of the present invention to provide a seamless non-heat treated steel pipe capable of induction hardening having a _{temperature of} ₂₀ _{° C.} = 49 J / cm ² (impact value at 20 ° C. by a ² mm U notch Charpy impact test) or more.
[0006]
[Means for Solving the Problems]
As described above, even if an expensive element such as Ti or Nb is added, a yield strength comparable to that of tempered steel cannot be obtained, and as a result, the present inventors have conducted various studies on chemical components and production methods. By the following components and manufacturing method, the tensile strength is at least 882 N / mm ² and the proof stress ratio is 0.75 or more even without adding Ti and Nb, which is as excellent as the _heat -treated material, and _2U E ₂₀ _{° C.} = 49 J / cm. We have invented a seamless non-heat treated steel pipe capable of induction hardening that satisfies ² (impact value at 20 ° C. by ² mm U notch Charpy impact test) or more.
[0007]
That is, means of the invention of claim 1 for solving the above-mentioned problem is as follows.
By mass ratio, C: 0.35 to 0.45%, Si: 0.10 to 0.80%, Mn: 1.2 to 2.0%, S: 0.020% or less, Cr: 0.3 to 0.8%, V: 0.05 to 0.30%, Al: 0.01 to 0.05%, N: 0.008 to 0.050%, carbon equivalent (Ceq) represented by C + 1 / 7Si + 1 / 5Mn + 1 / 9Cr + 1 / 2V is 0.83 or more and (Mn + Cr) / C ≤ 6.0, with the balance being Fe and unavoidable impurities, heated in the range of 1100 to 1200 ° C, formed into a blank tube by continuous hot piercing and rolling, and then soaked to 950 to 1000 ° C in a reheating furnace Thereafter, after finish rolling is performed to a predetermined size by an outer diameter drawing machine or the like, air cooling is performed.
[0008]
The reasons for limiting the components are described below.
C: 0.35 to 0.45%
C requires 0.35% or more to secure induction hardening hardness and strength.
However, if the content is too large, the toughness is reduced. Therefore, the upper limit is set to 0.45%.
[0009]
Si: 0.05 to 0.8%
Si is a deoxidizing material at the time of melting and is an element that forms a solid solution in ferrite and strengthens it. It is added to secure strength (particularly, yield strength). If less than 0.05%, its effect is insufficient. However, if too large, the toughness and machinability deteriorate, so the upper limit is made 0.8%.
[0010]
Mn: 1.2 to 2.0%
Mn is a deoxidizing material at the time of smelting like Si, and is an element that forms a solid solution in ferrite and strengthens it, and requires 1.2% or more to ensure strength (particularly, yield strength). . However, if the content is too large, the toughness is deteriorated, and a proof stress ratio is rather reduced due to the formation of a bainite structure and the presence of residual austenite. Therefore, the upper limit is 2.0%.
[0011]
S: 0.020% or less When S is added, it combines with Mn, which is a ferrite strengthening element, to form MnS, and the amount of Mn dissolved in steel decreases, so that the yield strength decreases, and the temperature range described later Therefore, the upper limit of S 1 needs to be 0.02% or less because the inner surface of the steel pipe is likely to be a cause of scratches.
[0012]
Cr: 0.3-0.8%
Cr is an element necessary to secure strength (especially yield strength) by forming a solid solution in ferrite like Mn, but 0.3% or more is required to exhibit its effect. However, if the content is too large, a bainite structure appears to lower the proof stress ratio and the toughness is also deteriorated. Therefore, the upper limit is 0.8%.
[0013]
V: 0.05-0.3%
V is an important element for preserving the strength by precipitating fine carbonitrides, and its effect is insufficient if less than 0.05%. Even if a large amount is added, the effect is saturated and the cost increases, so the upper limit is 0.3%.
[0014]
Al: 0.01 to 0.05%
Al is a deoxidizing material at the time of smelting like Mn and Si, and is an element essential for preventing Al to form AlN by combining with N 2 to prevent crystal grain coarsening. In particular, when a raw tube is rolled by hot continuous piercing and rolling, it is necessary to reheat in order to reduce deformation resistance in order to perform finish rolling, and it is necessary to prevent crystal grain coarsening at that time. If the Al content is less than 0.01%, the above effect cannot be expected. If the Al content is too large, inclusions are formed and the mechanical properties are adversely affected, so the upper limit is made 0.05%.
[0015]
N: 0.008 to 0.050%
N is an element indispensable for preventing crystal grain coarsening by forming AlN 2 by combining with Al, and requires 0.008% or more. However, if added in a large amount, the hot workability and the mechanical properties deteriorate, so the upper limit is 0.050%.
[0016]
Ceq = C + ／ Si + ／ Mn + ／ 9Cr + ／ V ≧ 0.83
In addition to the above component limitation, the carbon equivalent (Ceq) given by the above equation is limited to 0.83 or more in order to have a tensile strength of 882 N / mm ² .
[0017]
(Mn + Cr) /C≦6.0
In the above component range, there is a possibility that a ferrite / pearlite structure or a bainite structure may appear in the component balance of C, Mn and Cr. In particular, when a bainite structure appears, the yield ratio is reduced due to the presence of retained austenite. The present inventors have found that the addition of Mn and Cr causes bainite structure to appear, and that the addition of C suppresses bainite as a factor for the formation of bainite, and the bainite structure does not appear (Mn + Cr) / C ≦ 6. Limited to 0.
[0018]
Here, the manufacturing method of the seamless steel pipe is summarized below. After heating the steel slab, it is pierced by a piercing mill, and a mandrel bar is inserted and stretch-rolled to produce a raw tube. After that, fixed rolling is performed by an outer diameter drawing machine or the like. However, since the temperature has been lowered at the stage of producing the raw tube and the temperature distribution is not uniform, it is inserted into a reheating furnace for soaking. After being reheated to a predetermined temperature, it is subjected to fixed-size rolling with an outer diameter drawing machine or the like, and then air-cooled. The present inventors have studied the manufacturing conditions which are excellent in the proof stress ratio by confirming the effects of the heating temperature and the reheating temperature on the proof stress ratio under the above manufacturing conditions.
[0019]
The heating temperature of the steel slab needs to be 1100 ° C. or higher because C 2, Cr, and V 2 are dissolved in a solid solution and the deformation resistance during drilling and the problem of scratches are reduced. However, if the heating temperature is too high, AlN which acts to prevent crystal grain coarsening will form a solid solution, so that the crystal grains before rolling will be coarse. The upper limit needs to be set to 1200 ° C. or less because the yield ratio is reduced as a result.
[0020]
After the tube rolling, uniform heating is applied to perform the standard rolling, but if the temperature at that time is low, the deformation resistance increases and the shape becomes irregular, and the ferrite area ratio increases and the strength decreases. Therefore, 950 ° C. or higher is required. However, if the reheat temperature is too high, AlN is coarsened and the effect of pinning of the crystal grain coarsening is diminished, so that the crystal grain is coarsened and the proof stress ratio is lowered, and oxide scale is generated to deteriorate the surface properties. Since it deteriorates, the upper limit is set to 1000 ° C.
[0021]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The present invention has a tensile strength of 882N / mm ² or more and Strength Ratio 0.75 or more tempering steel comparable to _{_{_{^{obtain, 2U E 20 ℃ = 49J /}}}} cm 2 ( shock at 20 ° C. by 2mmU notch Charpy impact test Value) that can be subjected to induction hardening and satisfying the above requirements.
[0022]
Therefore, in order to carry out the present invention, by mass ratio, C: 0.35 to 0.45%, Si: 0.10 to 0.80%, Mn: 1.2 to 2.0%, S: 0.020% or less, Cr: 0.3 to 0.8%, V : 0.05 to 0.30%, Al: 0.01 to 0.05%, N: 0.008 to 0.050%, and carbon equivalent (Ceq) represented by C + 1 / 7Si + 1 / 5Mn + 1 / 9Cr + 1 / 2V 0.83 or more and (Mn + Cr) / C ≤ 6.0, the remainder is a steel slab consisting of Fe and unavoidable impurities is heated in the range of 1100 ~ 1200 ℃, after the raw tube forming by hot continuous piercing and rolling, reheat After soaking in a furnace at 950 to 1000 ° C., it is necessary to perform finish rolling to a predetermined size with an outer diameter drawing machine or the like and then air-cool.
[0023]
【Example】
Steel of the chemical composition shown in Table 1 was melted into a 1-ton ingot in a vacuum melting furnace and forged into a φ140 mm steel slab. After heating these slabs to 1180 ° C, they were pierced and rolled to an outer diameter of 138 mm x wall thickness of 25 mm using a piercing mill, and a mandrel bar was inserted and elongation-rolled to an outer diameter of 121 mm x wall thickness of 19 mm using a transvalron elongator. did. Thereafter, the mixture was soaked at 980 ° C. in a reheating furnace, subjected to outer diameter reduction rolling to an outer diameter of 105 mm and a thickness of 20 mm by a sinking mill and a sizer, and air-cooled.
[0024]
[Table 1]

[0025]
In Table 1, numbers 1 to 3 are invention steels, and numbers 4 to 12 are comparative steels. In the comparative terms, underlined No. 4 has S equal to or higher than the upper limit, and Nos. 5 and 6 have C equal to or lower than the lower limit and higher than the upper limit, and particularly, No. 5 has (Mn + Cr) / C 2 of 6.0 or higher. Nos. 7 and 8 have Mn of not more than the lower limit and not less than the upper limit, and especially No. 8 has (Mn + Cr) / C of 6.0 or more. In numbers 9 and 10, Cr is equal to or lower than the lower limit and equal to or higher than the upper limit, respectively. In numbers 11, 12, 13 and 14, Si, Al, V and N are respectively lower than the lower limit.
[0026]
[Table 2]

[0027]
In these tubes, a tensile test piece (JIS No. 4) and a Charpy impact test piece (JIS No. 3) were determined in parallel with the rolling direction, and the test was performed. At the same time, the microstructure was observed with an optical microscope. Table 2 shows the test results. Nos. 1 to 3 all satisfy a tensile strength of 882 N / mm ² or more and _{2 U} E ₂₀ _{° C.} = 49 J / cm ² or more, and have a high proof stress ratio of 0.75 or more. Nos. 4 and 5 satisfy the tensile strength and impact value, but have a low proof stress ratio. In particular, in the case of No. 5, the proof stress ratio is lowered because the bainite structure appears and the retained austenite is present. In Nos. 6 to 14, although the tensile strength was satisfied, the proof stress ratio was low, and the impact value did not reach the target value.
[0028]
[Table 3]

[0029]
Here, an example in which the hot rolling conditions are changed and the embodiment is described. Table 3 shows the tensile strength, 0.2% proof stress, and proof stress ratio when the heating temperature (extraction temperature) of the slab and the temperature of the reheating furnace were changed in hot rolling of the steel of No. 1.
[0030]
No. 1 ′ is a steel sheet having a heating temperature of 1230 ° C. in the hot rolling of the steel of No. 1, which acts as a pin for coarsening the crystal grain because the temperature of the slab is higher than that of No. 1. It is considered that the crystal grains became coarse and the proof stress ratio decreased due to the solid solution of AlN 2. No. 1 ″ was obtained by setting the temperature of the steel slab of No. 1 at the temperature exit side of the reheating furnace to 1030 ° C., and because AlN was coarsened and the pinning action was weakened, the crystal grains were coarsened and the yield strength was reduced. It is considered.
[0031]
【The invention's effect】
According to the present invention, the tensile strength of 882N / mm ² or more and proof stress ratio of better than 0.75 and tempered material _par, satisfy _{_{2U E 20 ℃ = 49J / cm}} 2 or more, also apply to induction hardening applications Since a possible non-heat-treated steel pipe can be provided, not only the conventional steel pipe can be made thinner, but also the hollow steel bar can significantly reduce the weight and cost.

Claims

By mass ratio, C: 0.35 to 0.45%, Si: 0.10 to 0.80%, Mn: 1.2 to 2.0%, S: 0.020% or less, Cr: 0.3 to 0.8%, V: 0.05 to 0.30%, Al: 0.01 to 0.05%, N: 0.008 to 0.050%, containing carbon equivalent (Ceq) represented by C + 1 / 7Si + 1 / 5Mn + 1 / 9Cr + 1 / 2V of 0.83 or more and (Mn + Cr) / C ≤ 6.0, the remainder is a steel slab consisting of Fe and unavoidable impurities, heated in the range of 1100 ~ 1200 ℃, after forming a raw tube by continuous hot piercing and rolling, 950 ~ 1000 ℃ in a reheating furnace A method for producing a high-strength non-heat-treated steel for a seamless steel pipe, wherein after soaking, finish rolling is performed to a predetermined size by an outer diameter drawing machine or the like, followed by air cooling.